CN115605629A - 钢和钢部件 - Google Patents

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CN115605629A CN202180035206.6A CN202180035206A CN115605629A CN 115605629 A CN115605629 A CN 115605629A CN 202180035206 A CN202180035206 A CN 202180035206A CN 115605629 A CN115605629 A CN 115605629A
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井原直哉
岩本隆
西村公宏
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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Abstract

提供一种面疲劳强度优异的软氮化用钢。为此，设为：从表面向内侧依次具有厚度为5.0μm～30.0μm的氮化化合物层和固化层，上述氮化化合物层的最表层中的多孔层的厚度为3.0μm以下且上述氮化化合物层的厚度的40.0％以下，上述固化层的从上述表面向内侧50μm的位置的硬度为HV600以上，从上述表面向内侧400μm的硬度为HV400以上，以及从上述表面向内侧600μm的硬度为HV250以上，除上述氮化化合物层和上述固化层以外的非固化部分具有规定的成分组成，上述固化层具有相对于上述非固化部分N的含量高的成分组成。

Description

钢和钢部件
技术领域
本发明涉及钢和钢部件，特别是涉及在表层具有通过软氮化处理而形成的化合物层的疲劳特性优异且在软氮化处理前具有一定的切削性能、对部件的加工性也良好的适合用于汽车、建筑机械用部件的钢和钢部件。
背景技术
由于对汽车的齿轮等机械结构部件要求优异的疲劳特性，所以通常实施表面固化处理。作为表面固化处理，众所周知有渗碳处理、高频淬火处理、氮化处理等。
其中，渗碳处理在高温的奥氏体区域中使C浸入·扩散，因此能够得到深的固化深度，对提高疲劳特性有效。然而，由于通过渗碳处理而产生热处理应变，所以对于从静音性等观点出发要求严格的尺寸精度的部件，其应用是困难的。
另外，高频淬火处理是通过高频感应加热对表层部进行淬火的处理，因此也产生热处理应变，与渗碳处理同样在尺寸精度方面存在问题。
另一方面，氮化处理是在Ac1相变点以下的较低温度范围使氮浸入·扩散而提高表面硬度的处理，因此如上所述的热处理应变小。然而，存在如下问题：处理时间长达50～100小时，另外处理后需要去除表层的脆性化合物层。
因此，开发了在与氮化处理相同程度的处理温度下缩短处理时间的所谓的软氮化处理，近年来以机械结构用部件等为对象广泛普及。该软氮化处理是在500～600℃的温度范围使N和C同时浸入，在最表层形成固溶有C的氮化物层，同时进一步使N扩散到基铁中形成固化层，使表面固化，与以往的氮化处理相比，能够使处理时间减至一半以下。
然而，在上述渗碳处理中，能够通过淬火固化来提高芯部硬度，与此相对，软氮化处理是在钢的相变点以下的温度下进行处理，因此芯部硬度不上升，与渗碳处理材料相比，软氮化处理材料存在疲劳特性差的问题。
因此，为了提高软氮化处理材料的疲劳特性，通常在软氮化处理前进行淬火·回火处理，提高芯部硬度。然而，得到的疲劳特性并不充分，另外，制造成本上升，进而也不可避免机械加工性的降低。
作为解决这样的问题的方案，在专利文献1中提出了通过在钢中含有Ni、Cu、Al、Cr、Ti等而能够在软氮化处理后得到高弯曲疲劳特性的软氮化用钢。即，该钢通过软氮化处理，对于芯部用Ni－Al、Ni－Ti系的金属间化合物或Cu化合物进行时效固化，另一方面，对于表层部在氮化层中使Cr、Al、Ti等氮化物、碳化物析出固化，由此提高弯曲疲劳特性。
另外，在专利文献2中提出了一种软氮化用钢，其将含有0.5～2％的Cu的钢通过热锻锻造后进行空冷，制成固溶有Cu的铁素体主体的组织，在580℃、120分钟的软氮化处理中使Cu析出固化，进一步也并用Ti、V和Nb碳氮化合物的析出固化，由此在软氮化处理后得到优异的弯曲疲劳特性。
进而，在专利文献3中提出了分散有Ti－Mo碳化物、以及在它们中进一步包含Nb、V、W中的一种或两种以上的碳化物的软氮化用钢。
在专利文献4中提出了通过减少表面的化合物层的空隙率来提高面疲劳强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5－59488号公报
专利文献2：日本特开2002－69572号公报
专利文献3：日本特开2010－163671号公报
专利文献4：日本专利6388075号
发明内容
然而，专利文献1～3所记载的软氮化钢虽然弯曲疲劳特性优异，但是未考虑面疲劳特性。另外，专利文献4所记载的技术通过改善最表层的化合物层来改善面疲劳特性，但是未考虑固化层深度。
本发明有利地解决了上述问题，其目的在于提供通过适当调整化合物层和固化层深度而具有优异的面疲劳特性的钢以及使用该钢的钢部件。
发明人等为了解决上述问题，对最佳的化合物层和固化层深度进行了深入研究。其结果发现，兼顾固化层深度的增加和化合物层的脆化的抑制，对提高面疲劳特性是有效的。
本发明是基于上述见解并进一步进行研究后完成的，本发明的主旨构成如下。
1.一种钢，从表面向内侧依次具有厚度5.0μm～30.0μm的氮化化合物层和固化层，
上述氮化化合物层的最表层中的多孔层的厚度为3.0μm以下且上述氮化化合物层的厚度的40.0％以下，
上述固化层的从上述表面向内侧50μm的位置的硬度为HV600以上，从上述表面向内侧400μm的硬度为HV400以上，以及从上述表面向内侧600μm的硬度为HV250以上，
除上述氮化化合物层和上述固化层以外的非固化部分具有如下成分组成：以质量％计含有：
C：0.010％～0.200％、
Si：1.00％以下、
Mn：0.50％～3.00％、
P：0.020％以下、
S：0.020％～0.060％、和
Cr：0.30％～3.00％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
上述固化层具有相对于上述非固化部分N的含量高的成分组成。
2.根据上述1所述的钢，其中，上述非固化部分的成分组成进一步以质量％计含有选自：
Mo：0.400％以下、
V：0.50％以下、
Nb：0.150％以下、
Al：0.200％以下、
W：0.3％以下、
Co：0.3％以下、
Hf：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
B：0.0100％以下、
Cu：0.3％以下、
Ni：0.3％以下、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.2％以下、
Sn：0.2％以下、
Sb：0.0200％以下、和
N：0.0200％以下
中的1种或2种以上。
3.一种钢部件，上述1或2所述的钢为坯材。
4.根据上述3所述的钢部件，其中，上述钢部件为带齿部件，至少在齿部分的表层部具有上述化合物层。
根据本发明，能够提供在廉价的成分体系中软氮化处理前的机械加工性优异且通过软氮化处理来提高面疲劳强度的钢和钢部件。因此，本发明的钢作为汽车等机械结构部件的坯材非常有用。另外，本发明的钢部件在应用于汽车等机械结构部件时非常有用。
附图说明
图1是表示滚筒剥离试验片的图。
图2是表示软氮化部件的典型制造工序的图。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
本发明的钢从表面向内侧依次具有厚度为5.0μm～30.0μm的氮化化合物层和固化层，上述氮化化合物层的最表层中的多孔层的厚度为3.0μm以下且上述氮化化合物层的厚度的40.0％以下，上述固化层的从上述表面向内侧50μm的位置的硬度为HV600以上，从上述表面向内侧400μm的硬度为HV400以上，以及从上述表面向内侧600μm的硬度为HV250以上。
首先，对将本发明的钢的氮化化合物层和多孔层的厚度以及固化层的硬度分布限定在上述范围内的理由进行说明。
由氮化化合物构成的氮化化合物层的厚度：5.0μm～30.0μm
氮化化合物层(以下也称为化合物层)的硬度极高，有助于提高钢部件的面疲劳特性。如果该氮化化合物层的厚度过薄，则由于磨损而钢部件的基铁部分提前露出，疲劳强度提高效果受损。因此，氮化化合物层的厚度为5.0μm以上。优选为6.0μm以上，更优选为10.0μm以上。另一方面，在氮化化合物层的厚度过厚的情况下，难以抑制后述的多孔层的产生。因此，氮化化合物层的厚度为30.0μm以下。优选为25.0μm以下。
多孔层厚度：氮化化合物层的厚度的40.0％以下且3.0μm以下
多孔层是指通过软氮化在化合物层的最表层不可避免地产生的微细孔隙的集合体。该多孔层的存在对疲劳强度产生不良影响，因此优选尽可能减薄。即，如果多孔层的厚度超过3.0μm或超过氮化化合物层的厚度的40.0％，则不能充分得到由于氮化化合物层的形成而期待的疲劳特性提高的效果。因此，多孔层的厚度需要为氮化化合物层的厚度的40.0％以下且3.0μm以下。当然，也可以为0。
应予说明，本发明的多孔层的厚度通过后述实施例中说明的方法进行测定。
固化层深度：从表面向内侧50μm位置的硬度为HV600以上，从表面向内侧400μm的硬度为HV400以上，从表面向内侧600μm的硬度为HV250以上
已知材料的硬度与疲劳强度存在相关关系(例如参见“NIMS物质·材料数据库、JIS机械结构用钢、铬钢和铬钼钢的机械性质和疲劳特性”)。即，与成分无关，只要硬度充分，就能够得到所期望的疲劳强度。
这里，在钢部件发生伴随滑动的接触时，两种力作用于该钢部件。一个是由切向力产生的剪切应力，它在表面达到最大。另一个是由法向力产生的剪切应力，它在更深的位置达到最大。为了对这两种力发挥优异的疲劳特性，设定上述硬度分布。
特别是，由法向力产生的剪切应力对于固化层浅的软氮化钢来说容易成为问题。在使齿轮的齿、圆筒、球体彼此接触的情况下，由于法向力而产生的剪切应力分布可以用下式表示。这里，z为深度，P(z)为深度z的剪切应力，Pmax为最大接触应力，b为接触椭圆短径。
Figure BDA0003942461900000061
虽然也取决于钢部件的形状、负载负荷，但是在多数情况下，剪切应力在深度400μm位置达到最大值，可能成为断裂的起点。因此，如上所述地设定硬度分布。
应予说明，上述氮化化合物层是在对钢实施软氮化处理后形成的，但是通过该软氮化处理，N向化合物层的内侧扩散，结果该N扩散层成为固化层。通过由扩散引起的N浓度的调整，能够如上所述地调整固化层硬度。
以上，对化合物层和多孔层的厚度以及固化层的硬度分布进行了说明。进而，在本发明中，作为除上述化合物层和固化层以外的部分的非固化部分具有以质量％计含有C：0.010％～0.200％、Si：1.00％以下、Mn：0.50％～3.00％、P：0.020％以下、S：0.020％～0.060％、Cr：0.30％～3.00％且剩余部分为Fe和不可避免的杂质的成分组成、或者进一步含有选自Mo：0.400％以下、V：0.50％以下、Nb：0.150％以下、Al：0.200％以下、W：0.3％以下、Co：0.3％以下、Hf：0.2％以下、Zr：0.2％以下、B：0.0100％以下、Cu：0.3％以下、Ni：0.3％以下、Pb：0.2％以下、Bi：0.2％以下、Zn：0.2％以下、Sn：0.2％以下、Sb：0.0200％以下和N：0.0200％以下中的1种或2种以上作为能够任意含有的成分的成分组成。
接下来，在本发明中，对将非固化部分的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。应予说明，除非特别说明，否则表示以下成分组成的“％”是指“质量％”。
C：0.010％～0.200％
C是确保非固化部分、甚至固化层的强度所必需的。在C量小于0.010％的情况下，非固化部分的强度、固化层的硬度降低。固化层能够如后所述通过进行软氮化处理来形成，但是通过相对于软氮化处理前的坯材的成分组成提高N浓度而成为固化层。作为除固化层以外的部分的非固化部分，除了N以外，维持软氮化前的坯材的成分组成。因此，为了强化非固化部分、固化层，C含量为0.010％以上。更优选C含量为0.050％以上。另一方面，如果C含量超过0.200％，则机械加工性降低，因此C含量为0.200％以下的范围。更优选C含量为0.100％以下的范围。
Si：1.00％以下
Si对确保强度是有效的。但是，如果Si含量超过1.00％，则由于固溶强化而使机械加工性劣化，因此Si量为1.00％以下。更优选Si含量为0.50％以下。从确保钢的强度的观点出发，Si含量优选为0.005％以上。
Mn：0.50％～3.00％
Mn通过与S形成MnS来提高切削性能。在Mn量小于0.50％的情况下，MnS的生成量不足，因此切削性能降低。因此，Mn量为0.50％以上。优选为1.50％以上。另一方面，如果超过3.00％，则高硬度化，使机械加工性劣化，因此Mn量为3.00％以下。优选为2.50％以下，更优选为2.00％以下的范围。
P：0.020％以下
P是作为杂质混入钢中的元素，已知为铸片的表面裂纹的原因。因此，优选尽量抑制P的含有，但是允许到0.020％。应予说明，由于使P小于0.001％需要高成本，所以工业上降低到0.001％即可。
S：0.020％～0.060％
S是作为杂质混入钢中的元素，但是另一方面有助于提高切削性。即，在S量小于0.020％的情况下，在钢中生成的MnS量降低，切削性降低。另一方面，如果S量超过0.060％，则不仅效果饱和，而且作为MnS过度析出的部分降低固溶Mn量，因此将含量限制为0.060％以下。优选为0.040％以下。
Cr：0.30％～3.00％
Cr在氮化过程中与从表面扩散的N形成CrN，由此具有析出强化固化层的作用。固化层可以如后所述通过进行软氮化处理来形成，但是通过相对于软氮化处理前的坯材的成分组成提高N浓度而成为固化层。作为除固化层以外的部分的非固化部分，除了N以外，维持软氮化前的坯材的成分组成。因此，虽然是为了析出强化固化层，但是对于非固化层，Cr含量也为0.30％以上。在Cr含量小于0.30％的情况下，氮化处理中在固化层中析出的CrN量不足而难以确保强度。因此，Cr量为0.30％以上。另一方面，如果超过3.00％，则高硬度化而损害切削性能，因此Cr量为3.00％以下。优选为0.50％以上。另外，优选为1.50％以下。
除了以上说明的元素之外，可以任意含有以下所示的元素中的1种或2种以上。以下说明可以任意含有的元素及其含量的上限。
Mo：0.400％以下
Mo在软氮化中与从表层扩散的氮形成氮化物，有助于表层的硬度上升。另外，Mo生成贝氏体，还有助于切削性能和芯部硬度的上升。另一方面，由于Mo是昂贵的元素，所以如果过度添加，则导致成分成本的上升。因此，Mo含量为0.400％以下，优选为0.150％以下。
V：0.50％以下
V在软氮化中与从表层扩散的氮形成氮化物，有助于表层的硬度上升。另外，V由于软氮化时的温度上升而形成微细析出物，增加芯部硬度。另一方面，如果过度添加，则析出物粗大化，强度提高效果饱和。进而，热锻后的硬度上升，切削性降低。因此，V含量为0.50％以下，优选为0.40％以下。
Nb：0.150％以下
Nb在软氮化中与从表层扩散的氮形成氮化物，有助于表层的硬度上升。另外，Nb由于软氮化时的温度上升而形成微细析出物，增加芯部硬度。另一方面，如果过度添加，则析出物粗大化，强度提高效果饱和。进而，热锻后的硬度上升，切削性降低。因此，Nb含量为0.150％以下，优选为0.120％以下。
Al：0.200％以下
Al是对提高软氮化处理后的表层硬度有用的元素。另一方面，如果Al含量超过0.200％，则固化层深度减少。因此，Al含量为0.200％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.040％以下。
W：0.3％以下
W是对进一步提高钢的强度有效的元素。但是，如果W含量超过0.3％，则钢的韧性降低。因此，在添加W的情况下，W含量为0.3％以下，优选为0.25％以下。另一方面，W含量的下限没有特别限定，但是优选使W含量为0.01％以上。
Co：0.3％以下
Co是对进一步提高钢的强度有效的元素。但是，如果Co含量超过0.3％，则钢的韧性降低。因此，在添加Co的情况下，Co含量为0.3％以下，优选为0.25％以下。另一方面，Co含量的下限没有特别限定，但是优选使Co含量为0.01％以上。
Hf：0.2％以下
Hf是对进一步提高钢的强度有效的元素。但是，如果Hf含量超过0.2％，则钢的韧性降低。因此，在添加Hf的情况下，Hf含量为0.2％以下，优选为0.15％以下。另一方面，Hf含量的下限没有特别限定，但是优选使Hf含量为0.01％以上。
Zr：0.2％以下
Zr是对进一步提高钢的强度有效的元素。但是，如果Zr含量超过0.2％，则钢的韧性降低。因此，在添加Zr的情况下，Zr含量为0.2％以下，优选为0.15％以下。另一方面，Zr含量的下限没有特别限定，但是优选使Zr含量为0.01％以上。
B：0.0100％以下
B是具有提高淬火性并促进贝氏体组织生成的效果的元素。但是，如果B含量超过0.0100％，则B作为BN析出，不仅淬火性提高效果饱和，而且导致成分成本的上升。因此，在添加B的情况下，使B含量为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下。另一方面，B含量的下限没有特别限定，但是优选使B含量为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
Cu：0.3％以下
Cu是具有在软氮化处理中与Fe、Ni形成金属间化合物并通过析出固化来提高软氮化处理材料的强度的效果的元素。另外，Cu也有助于贝氏体的生成。但是，如果Cu含量超过0.3％，则热加工性降低，因此在添加Cu的情况下，使Cu含量为0.3％以下，优选为0.25％以下。另一方面，Cu含量的下限没有特别限定，但是优选使Cu含量为0.05％以上。
Ni：0.3％以下
Ni是具有增大淬火性并抑制低温脆性的效果的元素。但是，如果Ni含量超过0.3％，则不仅硬度上升、对切削性能产生不良影响，而且在成本上也不利。因此，在添加Ni的情况下，使Ni含量为0.3％以下，优选为0.25％以下。另一方面，Ni含量的下限没有特别限定，但是优选使Ni含量为0.05％以上。
Pb：0.2％以下
Pb是具有提高钢的切削性能的效果的元素。但是，如果Pb含量超过0.2％，则韧性降低。因此，在添加Pb的情况下，Pb含量为0.2％以下，优选为0.1％以下。另一方面，Pb含量的下限没有特别限定，但是优选为0.02％以上。
Bi：0.2％以下
Bi是具有提高钢的切削性能的效果的元素。但是，如果Bi含量超过0.2％，则韧性降低。因此，在添加Bi的情况下，Bi含量为0.2％以下，优选为0.1％以下。另一方面，Bi含量的下限没有特别限定，但是优选为0.02％以上。
Zn：0.2％以下
Zn是具有提高钢的切削性能的效果的元素。但是，如果Zn含量超过0.2％，则韧性降低。因此，在添加Zn的情况下，Zn含量为0.2％以下，优选为0.1％以下。另一方面，Zn含量的下限没有特别限定，但是优选为0.02％以上。
Sn：0.2％以下
Sn是具有提高钢的切削性能的效果的元素。但是，如果Sn含量超过0.2％，则韧性降低。因此，在添加Sn的情况下，Sn含量为0.2％以下，优选为0.1％以下。另一方面，Sn含量的下限没有特别限定，优选为0.02％以上。
Sb：0.0200％以下
Sb是具有促进贝氏体的生成并提高硬度的效果的元素。为了得到本效果，优选使Sb含量为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。但是，如果Sb含量超过0.0200％，则不仅效果饱和并导致成分成本上升，而且由于偏析也发生母材韧性降低。因此，在添加Sb的情况下，Sb含量为0.0200％以下，优选为0.0100％以下。
N：0.0200％以下
N是具有在钢中形成碳氮化合物并提高强度的效果的元素。但是，如果N含量超过0.0200％，则热锻后的硬度增加，切削性能降低。因此，N含量为0.0200％以下。另一方面，N含量的下限没有特别限定，从提高强度的观点出发，优选使N含量为0.0020％以上。
本发明的钢的非固化部分的成分组成的除了以上说明的元素以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
接下来，对本发明的钢的固化层的成分组成进行说明。
固化层是伴随软氮化处理而形成的，通过软氮化处理气氛中的氮向钢中扩散而形成。在钢的最表层，作为供于软氮化处理的钢的主要成分的Fe、其他含有成分与氮结合而成为氮化物，形成由该氮化物构成的上述化合物层。在化合物层中，软氮化处理气氛中的C也扩散。固化层是氮在钢中扩散而氮浓度比软氮化处理前高的层，邻接于化合物层的内侧而形成。由于上述非固化部分是未产生氮的扩散的部分，所以成为如上所述的非固化部分的成分组成，与此相对，固化层相对于非固化部分的成分组成成为N的含量高的成分组成。
以上，对本发明的钢进行了说明。接下来，本发明的钢部件是上述本发明的钢成为各种部件、优选为机械结构用部件的形状。这里，本发明的钢部件特别优选为齿轮等带齿部件，在这种情况下，上述化合物层优选至少形成在齿部分的表层部。齿轮之类的带齿部件的齿是具有伴随滑动的接触的部位，是要求优异的面疲劳强度的部位。如果在该齿的部分形成上述氮化化合物层和固化层，则确保作为带齿部件的耐久性。
应予说明，对于即使不是带齿部件而也存在具有伴随滑动的接触的部位的钢部件，该部位的面疲劳对于部件耐久性的确保是重要的，因此通过在这样的部位形成上述氮化化合物层和固化相，能够得到耐久性的提高效果。因此，本发明的钢部件不限定于带齿部件。
接下来，对本发明的钢以及钢部件的制造方法进行说明。
图2表示使用软氮化用钢(棒钢)制造软氮化部件的典型制造工序。这里，S1是成为坯材的棒钢(软氮化用钢)制造工序，S2是输送工序，S3是部件(软氮化部件，包含软氮化的钢)的制造工序。
首先，在棒钢制造工序(S1)将钢锭进行热轧和/或热锻制成棒钢，质量检查后出厂。然后，在输送(S2)后，在软氮化部件精加工工序(S3)中将棒钢切断为规定的尺寸，进行热锻或冷锻，根据需要通过钻孔、车削等切削加工而制成所期望的形状(例如齿轮制品、轴制品)，然后进行软氮化处理，制成制品。
另外，有时也将热轧材料直接通过车削、钻孔等切削加工来加工成所期望的形状，然后进行软氮化处理而制成制品。应予说明，在热锻的情况下，有时在热锻后进行冷矫正。另外，也有时对最终制品进行涂漆、镀覆等被膜处理。
接着，对得到的轧制材料或锻造材料实施切削加工而制成部件形状，然后进行软氮化处理。通过进行该软氮化处理，在表层产生由气氛中的氮与钢的成分元素结合而形成的化合物构成的化合物层，在化合物层的内侧产生由氮(N)的扩散层构成的固化层。
在这一系列的制造工序中，为了得到本发明的钢或钢部件，使用上述非固化部分的成分组成的钢作为在上述S1的棒钢制造工序中成为供于热轧和/或热锻的坯材的钢。而且，对于固化层，为了得到上述固化层深度，在进行软氮化处理的工序中，需要使软氮化温度为550～590℃，软氮化时间为10小时以上。另一方面，在软氮化时间如此长的情况下，需要抑制化合物层和多孔层过度生长而导致疲劳强度降低。如果降低软氮化中的气氛的氮化电位，则多孔层的厚度变小。因此，需要按照成为坯材的钢的规格或成分预先求出氮化电位与多孔层厚度的关系，采用能够达到本发明中规定的多孔层厚度的氮化电位。
应予说明，在软氮化处理中，使N与C同时浸入钢中，形成固溶有C的氮化化合物层，进一步使N扩散到基铁中，因此可以在NH3、N2等氮性气体和CO2、CO等渗碳性气体的混合气氛、例如NH3：N2：CO2＝50：45：5的气氛下进行软氮化处理。
通过上述制造工序，可以得到本发明的钢或以该钢为坯材的钢部件。
实施例
以下，对本发明的实施例具体进行说明。
将表1所示的组成的钢用连续铸造机制成截面300mm×400mm的铸片。将该铸片在1250℃下均热30分钟后通过热轧制成一边为140mm的矩形截面的钢片。进而，将该钢片热轧，制成80mmφ的棒钢(热轧状态的坯材)。将该棒钢在1200℃下保持1小时后进行热锻，制成直径更小的35mmφ的棒钢。
[表1]
[表1-1]
(质量％)
钢No. C Si Mn P S Cr 其他 划分
1 0.135 0.20 1.75 0.014 0.031 0.63 - 适合例
2 0.121 0.30 1.45 0.012 0.050 1.37 - 适合例
3 0.195 0.25 2.42 0.012 0.040 1.98 - 适合例
4 0.061 0.35 1.65 0.015 0.042 1.99 - 适合例
5 0.079 0.61 1.75 0.010 0.059 1.39 - 适合例
6 0.134 0.37 1.76 0.012 0.043 1.70 N：0.0125 适合例
7 0.162 0.59 1.55 0.008 0.060 1.22 Mo：0.100 适合例
8 0.091 0.29 1.76 0.012 0.043 0.59 V：0.20 适合例
9 0.143 0.24 1.64 0.008 0.049 1.11 Nb：0.12 适合例
10 0.186 0.31 1.82 0.010 0.059 1.39 Al：0.053 适合例
11 0.110 0.24 1.77 0.012 0.034 0.45 B：0.0005 适合例
12 0.060 0.39 1.69 0.008 0.049 0.44 Cu：0.1 适合例
13 0.073 036 2.26 0.015 0.043 0.37 Cu：0.1、Ni：0.15 适合例
14 0.068 0.31 1.69 0.018 0.041 1.99 W：0.2 适合例
15 0.090 0.17 1.85 0.012 0.034 2.31 Co：0.3 适合例
16 0.121 0.16 1.51 0.010 0.044 2.27 Hf：0.2、Zr：0.2 适合例
17 0.133 0.20 1.98 0.015 0.046 0.54 Pb：0.1 适合例
18 0.088 0.30 1.86 0.013 0.058 0.49 Bi：0.2 适合例
19 0.197 0.60 1.75 0.010 0.059 0.63 Zn：0.2 适合例
20 0.192 0.37 1.54 0.012 0.054 0.69 Sn：0.2 适合例
21 0.073 0.19 2.98 0.009 0.045 0.65 Sb：0.0121 适合例
[表1-2]
(质量％)
钢No. C Si Mn P S Cr 其他 划分
22 <u>0.009</u> 0.16 2.12 0.013 0.023 0.49 - 比较例
23 <u>0.213</u> 0.17 1.65 0.014 0.060 0.66 - 比较例
24 0.051 <u>1.03</u> 1.65 0.012 0.060 0.55 - 比较例
25 0.053 0.25 <u>0.48</u> 0.013 0.033 0.45 - 比较例
26 0.061 0.17 <u>3.24</u> 0.018 0.025 0.36 - 比较例
27 0.134 0.15 2.00 0.017 <u>0.019</u> 0.61 - 比较例
28 0.139 0.31 1.61 0.018 0.060 <u>0.25</u> - 比较例
29 0.090 0.23 1.61 0.018 0.043 <u>3.05</u> - 比较例
30 0.206 0.33 0.81 0.014 0.021 1.15 - 现有例
*1下划线表不适用范围外
对于这样得到的热锻材料，通过外周车削试验来评价切削性能(刀具寿命)。试验材料使用切成200mm长度的热轧状态的坯材或热锻材料。作为切削刀具，夹子使用Mitsubishi Materials Co.，Ltd.制CSBNR 2020，另外，刀尖使用Mitsubishi MaterialsCo.，Ltd.制SNGN 120408UTi20高速刀具钢。外周车削试验的条件为切削量1.0mm、供给速度0.25mm/rev、切削速度200m/min，润滑剂使用YUSHIROKEN。作为评价项目，将刀具磨损量(侧面磨损量)达到0.2mm的时间作为刀具寿命。
另外，对上述热轧状态的坯材或热锻材料进行硬度测定。评价用的试验片从得到的热轧状态的坯材或热锻材料的中心部(芯部)采集。在硬度测定中，使用维氏硬度计，依据JIS Z2244，以2.94N(300gf)的试验负荷对径向1/4位置的硬度测定5点，将其平均值作为硬度HV。
将以上的测定结果示于表2。
[表2]
Figure BDA0003942461900000151
*1下划线表示适用范围外
进而，对于上述热锻材料，与长度方向平行地采集图1所示的滚筒剥离试验片，对该试验片进行软氮化处理。为了得到所期望的化合物层、硬度分布，适当地调整软氮化的温度、时间和氮化电位。这里，对于钢No.30的热锻材料，为了比较，在930℃下渗碳3小时，在850℃下保持40分钟后进行油冷，进一步在170℃下实施1小时回火渗碳淬火·回火(No.47)。
对这样得到的软氮化处理材料和渗碳淬火·回火材料进行硬度测定、化合物层·多孔层厚度的测定和疲劳特性评价。将这些测定结果和评价结果示于表3。
应予说明，硬度测定对于上述软氮化处理材料和渗碳淬火·回火材料的截面，在从表面起50μm、400μm、1250μm的各位置分别进行测定。另外，硬度的测定均使用维氏硬度计，依据JIS Z2244，以2.94N(300gf)的试验负荷测定6点，求出其平均值。
对软氮化处理材料的截面进行化合物层和多孔层厚度的测定。用3％硝酸乙醇腐蚀液使钢腐蚀，使用光学显微镜将表层部分以1000倍进行3个视场的观察，确定未腐蚀的化合物层。化合物层的厚度测定3个视场中的最大的化合物层厚的值。对于多孔层，对于上述3个视场，分别测定从表面沿深度方向连续存在的微细孔隙的集合体中厚度最厚的部位的厚度，将它们中的最大的值作为多孔层厚度。
疲劳特性评价使用进行软氮化处理或渗碳淬火·回火后的滚筒剥离试验片(参照图1)中未进行组织观察、硬度测定和析出物观察的试验片，通过CREATE CO.,LTD.制RPT-201制作S-N线图，由此求出疲劳极限强度。疲劳极限强度为在N＝2以上时超过107次且试验持续的最大应力。滚筒剥离试验条件为滑动率40％，使用自动变速器油(三菱ATF SP－III)作为润滑油，在油温80℃下进行。试验时的转速为2000rpm。对于与转送面接触的大辊，使用凸面R300mm的SCM420H的渗碳淬火品。
Figure BDA0003942461900000171
Figure BDA0003942461900000181

Claims (4)

1.一种钢，从表面向内侧依次具有厚度为5.0μm～30.0μm的氮化化合物层和固化层，
所述氮化化合物层的最表层中的多孔层的厚度为3.0μm以下且所述氮化化合物层的厚度的40.0％以下，
所述固化层的从所述表面向内侧50μm的位置的硬度为HV600以上，从所述表面向内侧400μm的硬度为HV400以上，以及从所述表面向内侧600μm的硬度为HV250以上，
除所述氮化化合物层和所述固化层以外的非固化部分具有如下成分组成：以质量％计含有：
C：0.010％～0.200％、
Si：1.00％以下、
Mn：0.50％～3.00％、
P：0.020％以下、
S：0.020％～0.060％、和
Cr：0.30％～3.00％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述固化层具有N的含量相对于所述非固化部分高的成分组成。
2.根据权利要求1所述的钢，其中，所述非固化部分的成分组成进一步以质量％计含有选自：
Mo：0.400％以下、
V：0.50％以下、
Nb：0.150％以下、
Al：0.200％以下、
W：0.3％以下、
Co：0.3％以下、
Hf：0.2％以下、
Zr：0.2％以下、
B：0.0100％以下、
Cu：0.3％以下、
Ni：0.3％以下、
Pb：0.2％以下、
Bi：0.2％以下、
Zn：0.2％以下、
Sn：0.2％以下、
Sb：0.0200％以下、和
N：0.0200％以下
中的1种或2种以上。
3.一种钢部件，其中，以权利要求1或2所述的钢为坯材。
4.根据权利要求3所述的钢部件，其中，所述钢部件为带齿部件，至少在所述齿部分的表层部具有所述化合物层。
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